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导读：本文系统地研究了铬对纳米沉淀物的关键作用和Fe-Ni-Al-Mn铁氧体钢的力学性能。通过畸变校正扫描透射电子显微镜和原子探针断层扫描技术对铬合金中的两种纳米沉淀物进行了表征。原子尺度结构和化学分析表明，细球状沉淀物具有B2结构，而粗细长沉淀物具有B2+L2复合结构。第一原理的计算表明，Cr在L2/bcc界面的分离减少了L2型相成核的界面和应变能量。随着沉淀物尺寸的增加，B2结构逐渐转变为L2，以减少弹性应变，从而促进B2+L2复合纳米沉淀物的形成。添加10 wt%的Cr会导致屈服强度增加约275MPa，而不会明显失去延展性。对Cr强度机制的影响进行了定量分析，发现铁素体合金的强度主要通过形成B2+L2复合纳米沉淀物来提高，这比固溶强化更有效。
Fe-Ni-Al-Mn铁质合金由共格沉淀物强化，由于其优异的机械性能和低成本，在航空航天、电力工业、造船和汽车零部件领域具有巨大应用潜力。B2-NiAl具有有序的体心立方（bcc）结构，晶格常数靠近铁质基质，可以形成相干沉淀矩阵界面。此外，适当的组合物设计可以最大限度地减少界面能量和不匹配的弹性应变能量，导致低成核屏障并促进均匀成核。因此，高密度的纳米沉淀物可以均匀地分散在bcc基质中，从而能够组合开发具有高强度和高延展性的钢。然而，Fe-Ni-Al-Mn合金的沉淀行为很复杂，对合金化元素的分配行为非常敏感。
之前对Fe-Ni-Al-Mn铁氧钢的成分设计研究侧重于合金元素分配到沉淀物。一般来说，弹性不匹配主要主导Fe-Ni-Al-Mn铁质钢中沉淀物的类型、尺寸和空间分布。L21-Ni2AlMn海斯勒相的弹性不拟合比B2-NiMn相小，因此Al含量的增加导致，L21-Ni2AlMn纳米沉淀物的尺寸最小和最佳分散度最高，并导致Fe-(2-3)Ni-(8.8-12.2)Mn-(0.001–1.07)Ti-(0.0015–1.09)Mo-xAl合金具有显著的增强作用。Heo和Lee报告说，随着Al的增加，L10-NiMn在Fe-(8.2-8.9)Ni-(7.8-8.9)Mn-xAl合金中转化为B2-Ni2AlMn相。与基质相干的Ni2AlMn相的形成抑制了L10-NiMn在先前奥氏体晶粒边界的沉淀，从而将断裂模式从颗粒间破裂改为球墨粉刺破裂。Jiao等人研究了锰对金属间相沉淀特性的影响。将Mn分配到B2-NiAl在Fe-5Ni-1Al-xMn钢中沉淀物（Mn≤3 wt%）减少了格子不匹配，从而产生优异的机械性能。相比之下，在Fe-5Ni-1Al-5Mn钢中，L21-Ni2AlMn在晶界沉淀，促进了晶间断裂，并导致延展性显著丧失。
众所周知，铬是提高铁合金抗氧化性和耐腐蚀性的关键合金元素，使它们能够承受恶劣条件。此外，Cr将影响铁质钢的相变。Ferreira-Palma等人透露，Fe-Ni-Al系统中Cr含量的增加将B2-NiAl的溶解转移到更高的温度，居里点则将值降低。此外，Cr倾向于划分为α-Fe基质，这可能有助于固体溶液强化效应。更重要的是，作为矩阵分区元素，Cr也倾向于与沉淀和生长B2-NiAl沉淀物分离到界面上。因此，由于Cr与界面分离，界面能量和不匹配的应变能将发生变化。因此，深入了解Cr对B2-NiAl沉淀物增强的铁合金中纳米沉淀物在原子水平上的影响至关重要。
北京科技大学曲选辉教授团队阐明Cr对Fe-5 wt%Ni-1 wt%Al-2 wt%Mn铁质合金的影响。系统地研究了合金的力学性能和微观结构。特别是，这项研究通过Cr分离为铁合金中纳米沉淀物的结构提供了原子尺度的见解。添加10 wt% Cr可使屈服强度提高约275 MPa，而延展性没有明显损失。峰时效Fe-10Cr-5Ni-1Al-2Mn铁素体合金表现出高达∼1355 MPa的屈服强度，通过调整热处理工艺可以平衡合金的强度和延展性。相关研究成果以“Cr-promoted formation of B2+L2composite nanoprecipitates and enhanced mechanical properties in ferritic alloy” 发表在金属顶刊Acta Materialia上。
链接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2022.118506
这项工作得出的以下结论如下：
(1)添加10 wt%的Cr会导致屈服强度增加约275兆帕，而不会明显失去延展性。峰值老化的Fe-10Cr-5Ni-1Al-2Mn铁质合金的屈服强度高达约1355 MPa，通过调整热处理工艺可以平衡合金的强度和延展性。
(2)在峰值时效的Fe-10Cr-5Ni-1Al-2Mn铁质合金中形成尺寸约为3.0纳米的细B2型和尺寸约为8.6纳米的粗细长B2+L2型纳米沉淀物。STEM和APT结果表明，Cr促进了B2+L21复合纳米沉淀物的形成。随着沉淀物尺寸的增加，B2结构的纳米沉淀物逐渐转化为L21结构，从而形成了B2+L21复合结构。
(3)第一原理的计算表明，Cr原子具有负分离能量值，更喜欢在α-Fe/纳米沉淀物界面分离。Cr的分离减少了L2型纳米沉淀物的界面能量和应变能，从而显著促进了B2+L2型纳米沉淀物的形成。
图1
0Cr和10Cr合金样品在823 K下时效不同时间的微硬度
图1显示了时效时间对温度823 K的0Cr和10Cr合金硬度的影响。从图1中可以看出，0Cr和10Cr合金都表现出显著的时效硬化反应，通过添加Cr明显提高了微硬度。淬火的0Cr铁质合金的硬度低至∼265 Hv。时效后，0Cr合金在时效0.5小时后显微硬度急剧增加，并在2小时后达到约453 Hv的峰值。然后，随着时效时间的进一步延长，微硬度逐渐下降。对于10Cr合金，淬火样品的硬度达到约352 Hv。10Cr合金的时效硬化行为与0Cr合金在第一次0.5小时老化时表现出相似的趋势，并在老化4小时后逐渐达到老化峰值，微硬度约为514 Hv。
图 2.工程时效0Cr和10Cr合金的拉伸应力-应变曲线。
图 3.Fe-10Cr-5Ni-1Al-2Mn合金在各种热处理条件下的工程拉伸应力-应变曲线.
图 4.拉伸试验10Cr合金在550°C下老化（a，b）0.5小时，（c，d）4小时和（e，f）8小时的断裂表面。
图 5.（a）反极图（IPF），（b）晶粒尺寸分布，（c）明场图像和（d）峰值时效10Cr合金的SAED图案。
图 6.（a）纳米沉淀物，（b）典型粗颗粒和（e）10Cr合金典型细颗粒在550°C下老化4小时的HRTEM图像。（c）通过屏蔽010的IFFT图像B2反射和（d）通过遮罩的IFFT图像 111L21典型粗颗粒的反射。（e） 通过遮罩 010 的 IFFT 图像B2典型细颗粒的反射。
图 7.（a）峰值年龄10Cr合金的HAADF图像以及（b）Ni，（c）Fe，（d）Al，（e）Cr和（f）Mn的相应元素映射分布图像。
图 8.10Cr合金在550°C下时效4 h的（a）铁，（b）Cr，（c）Mn，（d）Ni，（e）Al和（f）30%（Ni + Al）浓度等值面的三维重建原子图。
图 9.10Cr合金中（a，c）典型细颗粒和（b，d）典型粗颗粒在550°C下老化4 h的邻近直方图。插入图像是通过每组中代表性纳米沉淀物中心的 1 nm 厚的原子图。
图 10.（a） 20 at%（Ni+Al） 浓度的等值面（绿色）和 14 at%Cr 浓度等值面（黄色）的 Fe-10Cr-5Ni-1Al-2Mn 合金在 550 °C 下时效 4 小时，（b） 纳米颗粒和相邻的 Cr 偏析区域，（c） 用圆柱形探针穿过沉淀物和 Cr 偏析区域获得的一维组成曲线，（d） 粗纳米沉淀物的 HAADF-STEM 图像和 （e） 铬元素的相应 STEM-EDX 线（穿过沉淀物沿白色箭头）剖面。
单元数的拟合推导出的应变和界面能量。
图11
溶质Cr的分离能量与（a）α-Fe（100）||B2-NiAl（100）和（b）α-Fe（100）||L21-Ni2AlMn（100）形成的晶界（垂直虚线）的距离。（c）α-Fe和B2-NiAl/B2-NiAl（Cr）/L21-Ni2AlMn/L21-Ni2AlMn（Cr）之间的界面配置，用于计算应变能量和界面能量，其中波表示无限周期超晶格极限。（d）不同界面的δESL图，显示与单位数量的线性关系。（c）从界面形成能拟合与单位数量的拟合中推断出的应变和界面能量
图 13.计算每种机制的强度贡献及其对峰值时效10Cr和0Cr合金的总体影响。
定量分析了10Cr和0Cr合金的强度机理。沉淀物、晶界和固体溶液元素对合金屈服强度的贡献率分别约为63%、9%和8%。沉淀物是合金的主要增强作用，B2+L21复合纳米沉淀物比小型B2型纳米沉淀物具有更高的增强效率。主要通过促进B2+L21复合纳米沉淀物的形成来提高屈服强度，这比固体溶液强化更有效。
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